(57)【要約】【課題】溶接熱影響部靭性の劣化がなく、かつ、機械特性の異方性がない、脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：0.03〜0.15％、Ｓｉ：0.1〜0.5％、Ｍｎ：0.5〜2.0％、Ａｌ：0.001〜0.10％、Ｔｉ：0.005〜0.020％、Ｎｉ：0.15〜2.00％、Ｎ：0.001〜0.008％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる高強度厚鋼板において、(x)鋼板のミクロ組織が、ベイナイトを母相とするフェライト及び／又はパーライト組織であり、かつ、(y)鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域では、(y1)結晶粒の平均円相当径が１５μｍ以下であり、かつ、(y2)粒径が９５％最大値を超える結晶粒の硬さが、該結晶粒が存在する板厚深さにおける平均硬さ以下であり、(z)上記領域以外の板厚中心部を含む領域では、結晶粒の平均粒径が４０μｍ以下であることを特徴とする。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎｉ：０．１５〜２．００％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる高強度厚鋼板において、
（ｘ）鋼板のミクロ組織が、ベイナイトを母相とするフェライト及び／又はパーライト組織であり、かつ、
（ｙ）鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域では、
(y1)結晶粒の平均円相当径が１５μｍ以下であり、かつ
(y2)粒径が９５％最大値を超える結晶粒の硬さが、該結晶粒が存在する板厚深さにお    ける平均硬さ以下であり、
（ｚ）上記領域以外の板厚中心部を含む領域では、結晶粒の平均粒径が４０μｍ以下である
ことを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【請求項２】
前記鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域の結晶粒の結晶方位差が１５°以上であることを特徴とする請求項１に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【請求項３】
請求項１又は２に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板において、
（y3）上記鋼板の板厚Ｔh（ｍｍ）、板厚中央部のシャルピー破面遷移温度vＴrs（℃）、及び、鋼板面のNDT温度NDT（℃）が、下記式（１）を満たす
ことを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
NDT（℃）≦Ａ1−Ｃ・Ｔh−Ｄ・vＴrs                            ・・・（１）
Ａ1、Ｃ、Ｄ：実験的に定まる係数で、
０≦Ａ1≦１６．０
１．５≦Ｃ≦３．０
０．５≦Ｄ≦１．４
【請求項４】
前記式（１）において、Ａ1＝６．０３２、Ｃ＝１．９９４、Ｄ＝０．７５２５であることを特徴とする請求項３に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【請求項５】
請求項１又は２に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板において、
（y4）上記鋼板の板厚Ｔh（ｍｍ）、板厚中央部のシャルピー破面遷移温度vＴrs（℃）、鋼板面のNDT温度NDT（℃）、及び、設計温度Ｔe（℃）が、下記式（２）を満たす
ことを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
NDT（℃）≦Ａ2＋Ｂ・Ｔe−Ｃ・Ｔh−Ｄ・vＴrs                    ・・・（２）
Ａ2、Ｂ、Ｃ、Ｄ：実験的に定まる係数で、
１２．５≦Ａ2≦３７．５
１．６≦Ｂ≦２．５
１．５≦Ｃ≦３．０
０．５≦Ｄ≦１．４
【請求項６】
前記式（２）において、Ａ2＝２４．６９、Ｂ＝１．８６５、Ｃ＝１．９９４、Ｄ＝０．７５２５であることを特徴とする請求項５に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【請求項７】
前記鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域では、圧延方向と垂直な面に対し±１５°をなす｛１００｝面が、面積率で３０％以下存在することを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【請求項８】
前記鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域以外の板厚中心部を含む領域では、圧延方向と垂直な面に対し±１５°をなす｛１００｝面が、面積率で１５％以下存在することを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【請求項９】
前記高強度厚鋼板の板厚が４０ｍｍ以上であることを特徴とする請求項１〜８のいずれか１項に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【請求項１０】
前記高強度厚鋼板の降伏応力が３９０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１〜９のいずれか１項に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【請求項１１】
前記高強度厚鋼板が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０２〜０．１５％、及び、Ｂ：０．０００３〜０．００３％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜１０のいずれか１項に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【請求項１２】
前記高強度厚鋼板が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、及び、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜１１のいずれか１項に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板に関する。
【背景技術】
【０００２】
造船、建築、タンク、海洋構造物、ラインパイプなどの構造物に用いる厚鋼板には、構造物の脆性破壊を防止するため、脆性破壊の原因となる亀裂の伝播を抑止する能力である脆性亀裂伝播停止性能（以下「アレスト性能」ということがある。）が求められる。
【０００３】
近年、構造物の大型化に伴い、降伏応力が３９０〜５００ＭＰａ、板厚４０〜１００ｍｍの高強度厚鋼板が多用されている。しかし、鋼板のアレスト性能は、一般に、強度及び板厚とは相反する傾向にあるので、高強度厚鋼板のアレスト性能を向上させることが望まれている。
【０００４】
厚鋼板のアレスト性能を向上させる方法として、例えば、結晶粒径を制御する方法（例えば、特許文献１〜３、参照。）、脆化第二相を制御する方法（例えば、特許文献４、参照。）、及び、集合組織を制御する方法（例えば、特許文献５、参照。）が知られている。
【０００５】
結晶粒径を制御する方法は、フェライトを母相とし、このフェライトを細粒化して、アレスト性能を向上させるものである。脆化第二相を制御する方法は、母相となるフェライト中に微細な脆化第二相（例えば、マルテンサイト）を分散させて、脆性亀裂先端部において脆化第二相に微小亀裂を発生させることにより、亀裂先端部の応力状態を緩和するものである。
【０００６】
集合組織を制御する方法は、極低炭素（Ｃ＜０．００３％）のベイナイト単相鋼において、圧延面と平行な｛２１１｝面の集合組織を発達させるものである。
【０００７】
その他、特許文献６に記載の高強度厚鋼板は、鋼板表層部の組織を微細化して延性破壊（以下「シアリップ」ということがある。）領域を形成して、アレスト性能を向上させたものである。また、特許文献７に記載の高強度厚鋼板は、鋼板の板厚方向の３つの領域で、それぞれ集合組織の形態を制御して、アレスト性能を向上させたものである。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開昭６１−２３５５３４号公報
【特許文献２】特開２００３−２２１６１９号公報
【特許文献３】特開平０５−１４８５４２号公報
【特許文献４】特開昭５９−０４７３２３号公報
【特許文献５】特開２００２−２４１８９１号公報
【特許文献６】特許第４０５８０９７号公報
【特許文献７】特開２００８−１６９４６７ 号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
しかし、高強度厚鋼板のアレスト性能の向上を図る上記従来方法には、次の課題がある。特許文献１〜３に記載の結晶粒径を制御する方法においては、軟質のフェライトを母相にしているので、高強度で板厚の厚い鋼板を得ることが困難である。
【００１０】
特許文献４に記載の脆化第二相を制御する方法においては、フェライト中にマルテンサイトが分散しているので、耐脆性亀裂発生特性が著しく劣化してしまう。さらに、フェライトを母相としているので、同様に、高強度で板厚の厚い鋼板を得ることが困難である。
【００１１】
特許文献５に記載の集合組織を制御する方法においては、組織を極低炭素のベイナイト単相にして、板厚方向に均一な集合組織を発達させているので、アレスト性能を飛躍的に向上させることができない。また、極低炭素鋼を得るための製鋼コストが極めて大きい。
【００１２】
特許文献６に記載の高強度厚鋼板においては、優れたアレスト性能を安定的に確保することができない。この理由については後述する。特許文献７に記載の高強度厚鋼板においては、鋼板の板厚方向において集合組織の形態が異なるので、溶接継手部の欠陥検査などで用いる超音波検査で機械特性の異方性を検出し、必要な補正をしなければならず、構造物への適用の点で課題が残る。
【００１３】
本発明は、従来方法における上記課題に鑑み、溶接熱影響部靭性（以下「ＨＡＺ靭性」ということがある。）の劣化がなく、かつ、機械特性の異方性がない、アレスト性能に優れた高強度厚鋼板を、低コストで提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、上記目的を達成する手法について鋭意研究した。その結果、ミクロ組織を、ベイナイトを母相とするフェライト及び／又はパーライト組織とし、所要の機械的特性を確保し、かつ、鋼板表層部における結晶粒の粒径と硬さを所要の範囲に制御すれば、アレスト性能が顕著に向上することが判明した。
【００１５】
本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
【００１６】
（１）質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎｉ：０．１５〜２．００％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる高強度厚鋼板において、
（ｘ）鋼板のミクロ組織が、ベイナイトを母相とするフェライト及び／又はパーライト組織であり、かつ、
（ｙ）鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域では、
(y1)結晶粒の平均円相当径が１５μｍ以下であり、かつ
(y2)粒径が９５％最大値を超える結晶粒の硬さが、該結晶粒が存在する板厚深さにお    ける平均硬さ以下であり、
（ｚ）上記領域以外の板厚中心部を含む領域では、結晶粒の平均粒径が４０μｍ以下である
ことを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【００１７】
（２）前記鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域の結晶粒の結晶方位差が１５°以上であることを特徴とする前記（１）に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【００１８】
（３）前記（１）又は（２）に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板において、
（y3）上記鋼板の板厚Ｔh（ｍｍ）、板厚中央部のシャルピー破面遷移温度vＴrs（℃）、及び、鋼板面のNDT温度NDT（℃）が、下記式（１）を満たす
ことを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
NDT（℃）≦Ａ1−Ｃ・Ｔh−Ｄ・vＴrs                            ・・・（１）
Ａ1、Ｃ、Ｄ：実験的に定まる係数で、
０≦Ａ1≦１６．０
１．５≦Ｃ≦３．０
０．５≦Ｄ≦１．４
【００１９】
（４）前記式（１）において、Ａ1＝６．０３２、Ｃ＝１．９９４、Ｄ＝０．７５２５であることを特徴とする前記（３）に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【００２０】
（５）前記（１）又は（２）に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板において、
（y4）上記鋼板の板厚Ｔh（ｍｍ）、板厚中央部のシャルピー破面遷移温度vＴrs（℃）、鋼板面のNDT温度NDT（℃）、及び、設計温度Ｔe（℃）が、下記式（２）を満たす
ことを特徴とする脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
NDT（℃）≦Ａ2＋Ｂ・Ｔe−Ｃ・Ｔh−Ｄ・vＴrs                    ・・・（２）
Ａ2、Ｂ、Ｃ、Ｄ：実験的に定まる係数で、
１２．５≦Ａ2≦３７．５
１．６≦Ｂ≦２．５
１．５≦Ｃ≦３．０
０．５≦Ｄ≦１．４
【００２１】
（６）前記式（２）において、Ａ2＝２４．６９、Ｂ＝１．８６５、Ｃ＝１．９９４、Ｄ＝０．７５２５であることを特徴とする前記（５）に記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【００２２】
（７）前記鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域では、圧延方向と垂直な面に対し±１５°をなす｛１００｝面が、面積率で３０％以下存在することを特徴とする前記（１）〜（６）のいずれかに記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【００２３】
（８）前記鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域以外の板厚中心部を含む領域では、圧延方向と垂直な面に対し±１５°をなす｛１００｝面が、面積率で１５％以下存在することを特徴とする前記（１）〜（７）のいずれかに記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【００２４】
（９）前記高強度厚鋼板の板厚が４０ｍｍ以上であることを特徴とする前記（１）〜（８）のいずれかに記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【００２５】
（１０）前記高強度厚鋼板の降伏応力が３９０ＭＰａ以上であることを特徴とする前記（１）〜（９）のいずれかに記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【００２６】
（１１）前記高強度厚鋼板が、さらに、質量％で、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０２〜０．１５％、及び、Ｂ：０．０００３〜０．００３％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（１０）のいずれかに記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【００２７】
（１２）前記高強度厚鋼板が、さらに、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、及び、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）〜（１１）のいずれかに記載の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板。
【発明の効果】
【００２８】
本発明によれば、ＨＡＺ靭性の劣化がなく、かつ、機械特性の異方性がない、アレスト性能に優れた高強度厚鋼板を低コストで提供することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２９】
【図１】アレスト性能が目標（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）に達している鋼板の表面から板厚方向に板厚の５％までの領域における結晶粒径分布と結晶粒径の累積分布を示す図である。
【図２】アレスト性能が目標（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）に達していない鋼板の表面から板厚方向に板厚の５％までの領域における結晶粒径分布と結晶粒径の累積分布を示す図である。
【図３】アレスト性能が目標（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）に達していない別の鋼板の表面から板厚方向に板厚の５％までの領域における結晶粒径分布と結晶粒径の累積分布を示す図である。
【図４】厚鋼板の表面から板厚方向に板厚の５％までの領域における９５％最大値の粒径と、鋼板のアレスト性能の関係を示す図である。
【図５】粒径が９５％最大値を超える結晶粒の硬さの、該結晶粒が存在する板厚深さにおける平均硬さに対する比と、鋼板のアレスト性能の関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００３０】
本発明の脆性亀裂伝播停止性能に優れた高強度厚鋼板（以下「本発明鋼板」ということがある。）は、ミクロ組織を、ベイナイトを母相とするフェライト及び／又はパーライト組織とし、所要の機械的特性を確保し、かつ、鋼板表層部における結晶粒の粒径と硬さを制御して、アレスト性能を向上させることを基本思想とするものである。
【００３１】
ベイナイトを母相とする理由は、板厚が厚く強度が高い鋼板とするためであり、フェライトが母相では、そのような鋼板とすることが困難であるからである。所望の板厚、強度の鋼板が得ることができれば、第二相としてフェライト及び／又はパーライトとすることが可能である。
【００３２】
具体的には、質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１５％、Ｓｉ：０．１〜０．５％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．００１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、Ｎｉ：０．１５〜２．００％、Ｎ：０．００１〜０．００８％を含有し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる高強度厚鋼板において、
（ｘ）鋼板のミクロ組織が、ベイナイトを母相とするフェライト及び／又はパーライト組織であり、かつ、
（ｙ）鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域では、
(y1)結晶粒の平均円相当径が１５μｍ以下であり、かつ
(y2)粒径が９５％最大値を超える結晶粒の硬さが、該結晶粒が存在する板厚深さにお    ける平均硬さ以下であり、
（ｚ）上記領域以外の板厚中心部を含む領域では、結晶粒の平均粒径が４０μｍ以下である
ことを特徴とする。
【００３３】
また、本発明鋼板は、さらに、
(y3)上記鋼板の板厚Ｔh（ｍｍ）、板厚中央部のシャルピー破面遷移温度vＴrs（℃）    、及び、鋼板面のNDT温度NDT（℃）が、下記式（１）を満たす、又は、
(y4)上記鋼板の板厚Ｔh（ｍｍ）、板厚中央部のシャルピー破面遷移温度vＴrs（℃）    、鋼板面のNDT温度NDT（℃）、及び、設計温度Ｔe（℃）が、下記式（２）を満たす
ことを特徴とする。
【００３４】
NDT（℃）≦Ａ2−Ｃ・Ｔh−Ｄ・vＴrs                            ・・・（１）
Ａ1、Ｃ、Ｄ：実験的に定まる係数
NDT（℃）≦Ａ1＋Ｂ・Ｔe−Ｃ・Ｔh−Ｄ・vＴrs                    ・・・（２）
Ａ2、Ｂ、Ｃ、Ｄ：実験的に定まる係数
【００３５】
以下、本発明鋼板について説明する。
【００３６】
まず、本発明鋼板の成分組成を限定する理由について説明する。なお、％は質量％を意味する。
【００３７】
Ｃは、強度と靭性を確保する元素である。添加効果を得るため、０．０３％以上を添加する。０．１５％を超えると、良好なＨＡＺ靭性を確保するのが難しくなるので、上限を０．１５％とする。
【００３８】
Ｓｉは、脱酸元素及び強化元素として有効な元素である。添加効果を得るため、０．１％以上を添加する。０．５％を超えると、ＨＡＺ靭性が劣化するので、上限を０．５％とする。
【００３９】
Ｍｎは、強度と靭性を経済的に確保する元素である。添加効果を得るため、０．５％以上を添加する。２．０％を超えると、中心偏析が顕著となり、偏析部分とＨＡＺの靭性が劣化するので、上限を２．０％とする。
【００４０】
Ｐは、不純物元素であり、ＨＡＺ靭性を安定的に確保するため、０．０２％以下に低減する。好ましくは０．０１３％以下である。
【００４１】
Ｓも、不純物元素であり、鋼板の機械特性及びＨＡＺ靭性を安定的に確保するため、０．０１％以下に低減する。
【００４２】
Ａｌは、脱酸を担い、不純物元素のＯを低減する元素である。ＭｎやＳｉも脱酸に寄与するが、Ｍｎ、Ｓｉが添加されている場合でも、０．００１％以上を添加する。０．１０％を超えると、アルミナ系の粗大酸化物や、そのクラスターが生成し、鋼板の機械特性及びＨＡＺ靭性が劣化するので、上限を０．１０％とする。
【００４３】
Ｔｉは、本発明鋼板において重要な元素である。ＴｉＮを形成し、鋼片の加熱時にオーステナイト粒径が大きくなることを抑制する元素である。オーステナイト粒径が大きくなると、変態後のベイナイトの粒径も大きくなるので、所望のベイナイト粒径を得るために、０．００５％以上を添加する。０．０２０％を超えると、ＴｉＣが生成してＨＡＺ靭性が低下するので、上限を０．０２０％とする。
【００４４】
Ｎｉは、本発明鋼板において重要な元素である。Ｎｉ量を調整し、かつ、鋼板冷却過程における冷却速度を制御することにより、ベイナイトのサブユニット、即ち、結晶方位差が１５°以上の界面を粒界と定義した場合の結晶粒を微細化することができる。この結晶粒微細化効果を得るため、０．１５％以上を添加する。Ｎｉは高価な元素であり、過剰添加はコストの上昇を招き、また、添加効果が飽和するので、上限を２．００％とする。
【００４５】
Ｎは、本発明鋼板において重要な元素である。ＴｉＮを形成するため、０．００１％以上を添加する。Ｎの過剰添加は、鋼板の脆化を招くので、上限を０．００８％とする。好ましくは０．００３〜０．００６％である。
【００４６】
本発明鋼板は、上記元素の他に、強度及び靭性を向上させるため、質量％で、Ｃｕ：０．１〜１．０％、Ｃｒ：０．１〜１．０％、Ｍｏ：０．０５〜０．５０％、Ｎｂ：０．００５〜０．０５％、Ｖ：０．０２〜０．１５％、Ｂ：０．０００３〜０．００３％の１種又は２種以上を含有してもよい。ただし、上限を超えると、ＨＡＺ靭性や溶接性が低下する。
【００４７】
さらに、本発明鋼板は、上記添加元素の他に、質量％で、Ｃａ：０．０００３〜０．００５％、Ｍｇ：０．０００３〜０．００５％、ＲＥＭ：０．０００３〜０．００５％の１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素の添加により、ＨＡＺ靭性が向上するが、上限を超えると、粗大な介在物が生成し、逆にＨＡＺ靭性が低下する。
【００４８】
以下、本発明鋼板の要件について説明する。
【００４９】
本発明鋼板の要件（ｘ）の技術的意義について説明する。ミクロ組織の母相がフェライトであると、所要の強度を確保することが難しい。本発明鋼板では、所要の強度を確保するため、ミクロ組織を、ベイナイトを母相とする組織とする。そして、ミクロ組織の第二相を、フェライト及び／又はパーライトとすることで、所要の機械特性を確保する。
【００５０】
次に、本発明鋼板の要件（y1）の技術的意義について説明する。
【００５１】
一般に、ベイナイトの粒径は、ベイナイトに変態する前のオーステナイトの粒径に支配される。それ故、ベイナイトの粒径を細粒化することは難しいが、特許文献６には、Ｎｉ添加量を多くすると結晶粒が微細化し、さらに、鋼板の冷却速度を速くすると結晶粒が微細化することが開示されている（特許文献６の図１、参照）。
【００５２】
板厚４０ｍｍ以上の鋼板を冷却する場合、通常、鋼板面から板厚方向に板厚の１０％の領域（以下「鋼板表裏層部」ということがある。）では、冷却速度が約３０℃／秒であり、鋼板表裏層部以外の板厚中心部を含む領域（以下「鋼板中心部」ということがある。）では、冷却速度が約５℃／秒である。
【００５３】
このような厚鋼板の冷却態様において、Ｎｉ量が０．１５質量％以上であれば、鋼板表裏層部の結晶粒径は１５μｍ以下となり、鋼板中心部の結晶粒径は４０μｍ以下となる（特許文献６の図１、参照）。
【００５４】
特許文献６には、結晶粒径が、鋼板表裏層部で１５μｍ以下、鋼板中心部で４０μｍ以下の厚鋼板は、−１０℃におけるＫｃａが６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上の高アレスト性能を示すことが開示されているが、本発明者らの調査によれば、結晶粒径が上記条件を満たしても、目標（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）のアレスト性能が得られない場合がある。
【００５５】
即ち、前述したように、特許文献６に記載の高強度厚鋼板においては、優れたアレスト性能を安定して確保することが難しい。
【００５６】
本発明者らは、目標（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）のアレスト性能が得られない原因を解明するため、アレスト性能が目標に達している鋼板の脆性亀裂伝播破面と、アレスト性能が目標に達していない鋼板の脆性亀裂伝播破面を詳細に観察した。その結果、アレスト性能が目標に達していない鋼板では、鋼板面から板厚方向に板厚１０％までの領域の結晶粒の平均粒径が１５μｍ以下であっても、シアリップが形成され難いことが判明した。
【００５７】
即ち、アレスト性能が目標に達している鋼板と、アレスト性能が目標に達していない鋼板においては、シアリップの形成態様が実質的に異なることが判明した。
【００５８】
さらに、シアリップの形成が始まる領域の破面を詳細に観察した結果、シアリップには、比較的粗大な壁開破面が存在し、その破面は、粗大なフェライト粒と対応していることが判明した。また、その粗大な壁開破面は、鋼板表層部に近いほど、多数存在していることが判明した。
【００５９】
そこで、本発明者らは、鋼板の板厚方向において、鋼板の表層部から中心部にかけてミクロ組織を詳細に観察した。その結果、鋼板表層部に近いほど、粗大なフェライトが、僅かの量ではあるが存在していることが判明した。
【００６０】
破壊現象は、機械特性が最も弱い領域の組織態様に支配されるので、平均結晶粒径が１５μｍ以下であっても、粒径が１５μｍを超える粗大フェライトが僅かでも存在すれば、その粗大フェライトに、鋼板の破壊現象が支配されると考えられる。
【００６１】
ミクロ組織の観察で、鋼板表層部に粗大フェライトが多く存在していることが解ったので、本発明者らは、粗大フェライトの存在がアレスト性能に及ぼす影響を調査するため、鋼板表層部を、研削する厚さを変えて研削し、ＥＳＳＯ試験を行った。
【００６２】
その結果、鋼板の表・裏層部から板厚方向に、それぞれ板厚の５％に相当する厚さを研削すると、目標のアレスト性能（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）を確保できることが判明した。一方、アレスト性能を確保できることを確認した鋼板（図１に示した「鋼板１」）の表・裏層部から板厚方向に、それぞれ板厚の５％に相当する厚さを研削すると、逆に、目標のアレスト性能を確保することができなかった。
【００６３】
即ち、鋼板の表・裏層部の板厚方向に、それぞれ板厚の５％に相当する領域が、鋼板全体のアレスト性能を決定する重要な領域であることが判明した。このことは、本発明の基礎をなす知見である。
【００６４】
そこで、本発明者らは、上記知見を踏まえ、鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域における結晶粒径分布を調査した。その結果の一部を図１〜３に示す。
【００６５】
図１に、アレスト性能が目標（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）に達している鋼板（以下「鋼板１」ということがある。）の表面から板厚方向に板厚の５％までの領域における結晶粒径分布と結晶粒径の累積分布を示す。
【００６６】
図２に、アレスト性能が目標（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）に達していない鋼板（以下「鋼板２」ということがある。）の表面から板厚方向に板厚の５％までの領域における結晶粒径分布と結晶粒径の累積分布を示す。
【００６７】
図３に、アレスト性能が目標（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）に達していない別の鋼板（以下「鋼板３」ということがある。）の表面から板厚方向に板厚の５％までの領域における結晶粒径分布と結晶粒径の累積分布を示す。
【００６８】
なお、鋼板１〜３は、成分組成が、質量％で、Ｃ：０．０８％、Ｓｉ：０．２％、Ｍｎ：１．１％、Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００５％、Ａｌ：０．０１％、Ｔｉ：０．００８％、Ｎｉ：１．０％、Ｎ：０．００２％、Ｎｂ：０．０１５％、Ｂ：０．００１％、Ｃａ：０．００１％であり、板厚が７０ｍｍの厚鋼板である。
【００６９】
鋼板１〜３のミクロ組織の結晶粒径分布は、次のように求めた。鋼板の板厚方向に、鋼板表面から０．５ｍｍの深さ位置、板厚の２．５％の深さ位置、及び、板厚の５％の深さ位置において、それぞれ１０視野につき粒径を測定して求めた。
【００７０】
一般に、結晶粒径が微細であると、次の理由でアレスト性能が向上する。隣接する結晶粒の結晶方位が異なると、亀裂が隣接する結晶粒に伝播するとき、亀裂の伝播方向が変化する。亀裂の伝播方向の変化により、ミクロ組織内に未破断領域が生じ、亀裂伝播応力は分散されて、亀裂閉口応力となる。その結果、ミクロ組織内で亀裂を伝播させる駆動力が低下して、アレスト性能が向上する。
【００７１】
また、ミクロ組織内の未破断領域が最終的に延性破壊する際、脆性破壊に要するエネルギーを吸収するので、アレスト性能が向上する。
【００７２】
結晶粒が微細で、粗大結晶粒が存在しない鋼板の表層部では、シアリップが形成され易いので、脆性破壊が生じ難い。鋼板表層部の結晶粒を細粒化し、かつ、粗大結晶粒の存在率を小さくすれば、シアリップ領域の形成を促進できる。
【００７３】
シアリップが形成される前の未破断領域では、亀裂伝播応力が分散して亀裂閉口応力となり、また、シアリップの形成により、脆性破壊に要するエネルギーが吸収されるので、鋼板のアレスト性能が著しく向上する。
【００７４】
以上の知見に基づいて、本発明鋼板においては、（y1）鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域では、結晶粒の平均円相当径が１５μｍ以下であるとする。
【００７５】
次に、本発明鋼板の要件（y2）の技術的意義について説明する。
【００７６】
鋼板１〜３の平均結晶粒径は１５μｍ以下であるが、図２及び図３に示す結晶粒径分布によれば、アレスト性能が目標（６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上）に達していない鋼板２及び３においては、鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域に、粒径が大きい結晶粒が多数存在していることが解る。
【００７７】
図４に示すように、結晶粒径が、９５％最大値の１７μｍを超えると、アレスト性能は目標以下に低下する。しかし、鋼板の表・裏面から板厚方向に板厚の５％までの領域において、粒径が１７μｍを超える結晶粒は存在する可能性があるので、本発明者らは、粒径が１７μｍを超える結晶粒が何故、急激にアレスト性能に及ぼす影響を及ぼすかについて検討した。
【００７８】
鋼板組織を微細化するために、Ａr3変態点直上の温度域で、できるだけ大圧下圧延をすることが望ましいが、鋼板の表・裏層部は温度が低くなり易いので、局所的にフェライト変態が開始してしまうことがあり、生成したフェライトが、大圧下圧延により塑性歪を受けることがある。その塑性歪が、生成したフェライトの粒成長エネルギーとして作用し、周辺の平均組織よりも著しく粒径が大きくなる現象を回避しなければならない。
【００７９】
歪を受けた結晶粒は、粒成長して粗大になりきらずとも、既に、加工歪を受けて脆化しているので、へき開破壊し易く、シアリップの形成を阻害する支配要因である。そこで、周辺の粒径よりも粗大化している結晶粒（ここでは、累積頻度分布で９５％最大値を示す結晶粒）に注目し、そのミクロ的なビッカース硬さを測定することにより、加工歪を受けているかを判断することができる。
【００８０】
即ち、ミクロ的なビッカース硬さは、ホールペッチの関係に従い、粒径が大きいほど低下するので、９５％最大値を示す結晶のミクロ硬さは、平均硬さ（５０％最大値を示す結晶のミクロ硬さに相当）よりも低いはずである。しかし、加工歪を受けていれば、硬さが上昇するので、加工歪の有無を判定することができる。
【００８１】
そこで、本発明者らは、鋼板裏面から板厚方向に板厚の５％までの領域において、板厚方向に沿って、結晶粒のビッカース硬さ（ビッカース１ｋｇｆのＨv）を測定した。
【００８２】
粒径が９５％最大値を超える結晶粒の硬さは、該結晶粒の存在する板厚方向において、同じ深さ位置で１０点を測定し、その平均値を算出した。粒径が９５％最大値を超える結晶粒は、４００倍の光学顕微鏡で確認した。同じ深さ位置での平均硬さは、ステージをシフトさせて測定して算出した。
【００８３】
図５に、粒径が９５％最大値を超える結晶粒の硬さの、該結晶粒が存在する板厚深さにおける平均硬さに対する比と、鋼板のアレスト性能の関係を示す。図５から、（粒径が９５％最大値を超える結晶粒の硬さＨv）／（該結晶粒が存在する板厚深さにおける平均硬さＨｖ）が１以下であれば、アレスト性能が目標に達することが解る。このことも、本発明者らが新規に見いだした知見である。
【００８４】
以上の知見に基づき、本発明鋼板においては、粒径が９５％最大値を超える結晶粒の硬さは、該結晶粒が存在する板厚深さにおける平均硬さ以下とする（要件(y2)）。
【００８５】
次に、本発明鋼板の要件（y3）及び要件（y4）の技術的意義について説明する。
【００８６】
本発明者らは、本発明鋼板の脆性亀裂伝播停止性能に加え、基本的機械特性である耐衝撃性能について調査した。その結果、本発明鋼板は、鋼板の板厚Ｔh（ｍｍ）、板厚中央部のシャルピー破面遷移温度vＴrs（℃）、及び、鋼板面のNDT温度NDT（℃）が、下記式（１）を満たすことが判明した。
NDT（℃）≦Ａ1−Ｃ・Ｔh−Ｄ・vＴrs                            ・・・（１）
【００８７】
Ａ1、Ｃ、Ｄは、実験的に定まる係数で、０≦Ａ1≦１６、１．５≦Ｃ≦３．０、０．５≦Ｄ≦１．４である。好ましくは、Ａ1＝６．０３２、Ｃ＝１．９９４、Ｄ＝０．７５２５である。
【００８８】
鋼板の板厚Ｔh（ｍｍ）、板厚中央部のシャルピー破面遷移温度vＴrs（℃）、及び、鋼板表面から採取した落重試験片により求めたNDT温度NDT（℃）に、設計温度Ｔe（℃）を加えると、下記式（２）を満たすことが判明した。
NDT（℃）≦Ａ2＋Ｂ・Ｔe−Ｃ・Ｔh−Ｄ・vＴrs                    ・・・（２）
【００８９】
Ａ2、Ｂ、Ｃ、Ｄは、実験的に定まる係数で、１２．５≦Ａ2≦３７．５、１．６≦Ｂ≦２．５、１．５≦Ｃ≦３．０、０．５≦Ｄ≦１．４である。好ましくは、Ａ2＝２４．６９、Ｂ＝１．８６５、Ｃ＝１．９９４、Ｄ＝０．７５２５である。
【００９０】
本発明者らの調査によれば、隣接する結晶粒の結晶方位差が１５°未満であると、結晶粒界は脆性亀裂の伝播を阻止する障害となり難い。それ故、鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域において、隣接する結晶粒の結晶方位差は１５°以上が好ましい。
【００９１】
それ故、本発明鋼板において、目標とするアレスト性能を確実に確保するため、鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域において、粒径１７μｍ以下の結晶粒と、該結晶粒に隣接する結晶粒との結晶方位差を１５°以上とすることが好ましい。
【００９２】
鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域以外の板厚中心部を含む領域の結晶粒については、平均結晶径を４０μｍ以下とする。平均結晶粒が４０μｍを超えると、上記板厚中心部を含む領域の靭性が低下して、該領域内における脆性亀裂の伝播が支配的となる。その結果、鋼板表層部に対する破壊駆動力が大きくなって、鋼板表層部にシアリップが形成され難くなる。
【００９３】
鋼板が外部応力を受けた際に発生する脆性亀裂は、｛１００｝面の壁開面に沿って伝播するので、外部応力と垂直な面に｛１００｝面が発達していれば、結晶粒径制御によるアレスト性能向上効果が減少することが判明した。
【００９４】
厚鋼板は、通常、圧延方法に主応力が作用するように鋼構造物に組み込まれることから、鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域において、圧延方向と垂直な面に対し±１５°の角度をなす｛１００｝面の面積率を３０％以下に抑制すれば、結晶粒径制御によるアレスト性能向上効果は阻害されず、アレスト性能は充分に目標を達成することが判明した。
【００９５】
また、上記領域以外の板厚中心部を含む領域において、上記｛１００｝面の面積率を１５％以下に抑制すれば、結晶粒径制御によるアレスト性能向上効果は阻害されず、アレスト性能は充分に目標を達成することが判明した。
【００９６】
｛１００｝面の面積率が、鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域において３０％以下、及び／又は、該領域以外の板厚中心部を含む領域において１５％以下を満足する鋼板は、−１０℃におけるＫcaが７０００Ｎ／ｍｍ1.5と高いアレスト性能を示した。また、鋼板の破面に、鋼板表層部において、板厚の約１０％のシアリップが観察された。
【００９７】
｛１００｝面の面積率が小さいほど、アレスト性能は向上するが、極端に小さいと、他の組織が発達しアレスト性能に異方性が生じるので、｛１００｝面の面積率は、鋼板面から板厚方向に板厚の５％までの領域においては５％以上、該領域以外の板厚中心部を含む領域においては３％以上が好ましい。
【００９８】
本発明鋼板のアレスト性能向上効果は、降伏応力が３９０〜５００ＭＰａの鋼板、及び、板厚が４０〜１００ｍｍの鋼板において、顕著に発現する。降伏応力が３９０ＭＰａ未満、又は、５００ＭＰａ超であると、所望の組織及び結晶粒径を得ることが困難である。また、板厚が４０ｍｍ未満、又は、１００ｍｍ超であると、同様に、所望の組織及び結晶粒径を得ることが困難である。
【００９９】
次に、本発明鋼板の製造方法について説明する。
【０１００】
上記成分組成の溶鋼を、転炉製鋼法等の公知の方法で製造し、連続鋳造等の公知の方法で鋳造する。鋳造時の冷却途中又は冷却後に鋳片を９５０〜１２００℃に加熱し、組織をオーステナイト単相とする。９５０℃未満では、溶体化が不十分であり、１２００℃超では、オーステナイト粒が粗大化して、圧延後に微細組織が得られず靭性が低下する。
【０１０１】
加熱した鋳片に、オーステナイトの細粒化を図るため、９００℃以上で再結晶圧延を施してもよい。９５０〜１２００℃に加熱した鋳片を、Ａr3〜Ａr3＋１００℃、累積圧下率３０％以上で熱間圧延し、Ａr3−２０℃以上で仕上げ圧延を終了し冷却する。このとき、６７０℃以上８５０℃以下の温度で累積圧下率３０％以上の圧延を行い、６５０℃以上の温度から冷却を開始することが望ましい。冷却速度は、鋼板面において２５℃／秒以上、鋼板中心部において５℃／秒以上が望ましい。
【０１０２】
なお、自己焼戻を行うことを目的として、水冷を、５００℃以下から空冷に切り替えてもよい。また、必要に応じて、冷却後に、３００〜６５０℃で焼戻しを行い、鋼板の強度と靭性を調節してもよい。
【０１０３】
本発明鋼板の製造方法においては、極低温圧延や、複雑な熱処理を必要としないので、本発明鋼板を、高い生産性で、かつ、低コストで製造することができる。また、本発明鋼板の製造方法においては、鋼板内の残留応力を低減できるので、形状矯正に起因したコストの増加を抑制することができる。
【０１０４】
本発明鋼板の製造方法により、鋼板表層部で、平均粒径１５μｍ以下、鋼板中央部で、平均粒径４０μｍ以下を達成することができるが、９５％最大値（粒径）の結晶粒の硬さを上昇させないようにするためには、圧延終了温度を厳格に管理する必要がある。
【０１０５】
鋼板面の圧延温度は、圧延中に低下し易い。圧延温度が、フェライト変態温度のＡr3以下になると、局所的にフェライトが生成する。生成したフェライトが圧延により歪を受けて、フェライトが粒成長するが、歪エネルギーが十分に消費されないと硬さは上昇したまま、大きな値となる。
【０１０６】
圧延温度がＡr3より僅かに低下しても、与える歪が小さければ、フェライトの粒成長は顕著でなく、硬さの上昇も抑制される。圧延終了温度がＡr3−２０℃になる場合は、Ａr3以下での圧下率を１０％以下とすることが必要である。
【０１０７】
所要のＮｉを含有する鋼板のベイナイト主体のミクロ組織の結晶粒径を微細化し、さらに、必要に応じ、圧延方向と垂直な面に±１５°で配向した｛１００｝面の面積率を低減することにより、本発明鋼板において、アレスト性能を顕著に向上させることができる。
【０１０８】
そして、降伏応力が３９０〜５００ＭＰａ、板厚が４０〜１００ｍｍの厚鋼板において、アレスト性能を示す−１０℃におけるＫｃａを６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上にすることができる。
【実施例】
【０１０９】
次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
【０１１０】
（実施例１）
表１に成分組成を示す鋼を通常の方法で鋳片とした。この鋳片を表２に示す条件で、降伏強度３９０〜５００ＭＰａ、板厚５０〜１００ｍｍの厚鋼板を製造した。この厚鋼板のミクロ組織を観察するとともに、アレスト性能を調査した。結果を表３に示す。
【０１１１】
【表１】
2013221190.tif 000003
【０１１２】
【表２】
2013221190.tif 000004
【０１１３】
【表３】
2013221190.tif 000005
【０１１４】
表３から、発明例では、目標とする６０００Ｎ／ｍｍ1.5以上のアレスト性能が得られていることが解る。
【０１１５】
（実施例２）
実施例１で製造した厚鋼板の機械特性を調査した。結果を、アレスト性能とともに、表４に示す。なお、（２）式の右辺の値は、Ａ2＝２４．６９、Ｂ＝１．８６５、Ｃ＝１．９９４、Ｄ＝０．７５２５、設計温度を−１０℃として算出した。
【０１１６】
【表４】
2013221190.tif 000006
【産業上の利用可能性】
【０１１７】
前述したように、本発明によれば、ＨＡＺ靭性の劣化がなく、かつ、機械特性の異方性がない、アレスト性能に優れた高強度厚鋼板を低コストで提供することができる。その結果、鋼構造物の建造コストの低減や安全性の向上を図ることが可能となる。よって、本発明は、鋼構造物産業において利用可能性が高いものである。
【図１】
2013221190.tif 000007
【図２】
2013221190.tif 000008
【図３】
2013221190.tif 000009
【図４】
2013221190.tif 000010
【図５】
2013221190.tif 000011